WO2021210114A1 - 溶融Ａｌ系めっき鋼板および溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

溶融Ａｌ系めっき鋼板および溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2021210114A1
WO2021210114A1 PCT/JP2020/016644 JP2020016644W WO2021210114A1 WO 2021210114 A1 WO2021210114 A1 WO 2021210114A1 JP 2020016644 W JP2020016644 W JP 2020016644W WO 2021210114 A1 WO2021210114 A1 WO 2021210114A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
layer
steel sheet
dip
plated steel
alloy
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/016644
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
康太郎 石井
智啓 栗山
服部　保徳
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to PCT/JP2020/016644 priority Critical patent/WO2021210114A1/ja
Publication of WO2021210114A1 publication Critical patent/WO2021210114A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips

Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip Al-plated steel sheet and a method for manufacturing a hot-dip Al-plated steel sheet.
  • the hot-dip Al-based plated steel sheet is manufactured by a process of immersing the steel sheet in a hot-dip plating bath mainly composed of Al.
  • the coating layer of the hot-dip Al-based plated steel sheet produced by this method is made of an Al-plated layer mainly containing Al (hereinafter referred to as a plating layer) and an intermetallic compound formed by the reaction between the steel sheet to be plated and the Al bath. It has a layer (hereinafter referred to as an alloy layer). Since hot-dip Al-plated steel sheets have excellent corrosion resistance and heat resistance and have a beautiful surface appearance, they are widely used in a wide range of fields as automobile exhaust members, home appliances mainly for heat appliances, and building materials such as roofs and walls. in use.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose techniques for improving the physical properties (for example, corrosion resistance and heat resistance) of a hot-dip Al-plated steel sheet.
  • Patent Documents 1 and 2 aim at improving corrosion resistance or heat resistance, and do not improve the bending workability of a hot-dip Al-plated steel sheet.
  • the coating layer composed of the plating layer and the alloy layer is a Zn—Al—Mg—Si—Cr alloy, and the alloy layer is an Al—Si—Fe layer containing Cr, and Al 5 Fe 2 and It has a multi-layer structure with an Al—Fe layer made of Al 3.2 Fe.
  • the technique of Patent Document 3 is inferior in long-term durability because it contains Zn, which adversely affects the corrosion resistance of Al-based plating.
  • One aspect of the present invention is to realize a hot-dip Al-plated steel sheet having excellent bending workability of a coating layer and a method for producing the same.
  • the molten Al-based plated steel sheet according to one aspect of the present invention is formed on the surface of the steel sheet between a plating layer mainly composed of Al and the plating layer and the surface.
  • a molten Al-based plated steel sheet having a coating layer composed of an alloy layer, wherein the coating layer is 0.15% or more and 5% or less Cr and 1.0% or more and 7.0% or less in mass%. Includes Si.
  • the method for producing a hot-dip Al-plated steel sheet according to one aspect of the present invention includes Cr of 0.15% or more and 5% or less in mass%, and 1.0% or more and 7. It includes a dipping step of immersing the steel sheet in a molten Al-based plating bath containing 0% or less of Si, and a cooling step of cooling the steel sheet pulled up from the molten Al-based plating bath.
  • a hot-dip Al-plated steel sheet having excellent bending workability of the coating layer can be realized.
  • ABS in this specification means “A or more, B or less”.
  • % used when indicating the composition shall mean “mass%”.
  • FIG. 1 is a schematic view of a cross section of the molten Al-based plated steel sheet 1 according to the present embodiment, which is perpendicular to the surface of the base steel sheet 10.
  • the molten Al-based plated steel sheet 1 has a base steel sheet 10 (steel sheet) and a coating layer 20.
  • the base steel sheet 10 is not particularly limited, and can be selected from various steel types according to the application, including a steel type that has been conventionally applied as a plating base plate for a hot-dip Al-based plated steel sheet.
  • a stainless steel plate may be applied as the base steel plate 10.
  • the thickness of the base steel plate 10 is not limited, but can be, for example, 0.4 to 3.2 mm.
  • the coating layer 20 includes a plating layer 21 mainly composed of Al and an alloy layer 22.
  • the coating layer 20 contains 0.15% or more and 5% or less of Cr and 1.0% or more and 7.0% or less of Si in mass%.
  • the concentration range of Al in the coating layer 20 is not particularly specified, but it is preferably larger than 75%. This is because, in a molten Al-based plated steel sheet, the higher the Al concentration of the plating layer, the better the long-term durability.
  • the Fe concentration in the coating layer 20 varies depending on the amount of plating adhesion (that is, the ratio between the thickness of the alloy layer 22 and the thickness of the plating layer 21), so the concentration range is not set.
  • the alloy layer 22 is a layer formed between the plating layer 21 and the surface of the base steel plate 10.
  • the alloy layer 22 includes an Al—Fe—Si based alloy portion 23 and an Al—Fe based alloy layer 24.
  • the subsequent analysis of the composition of the alloy layer 22 is the result of EDS measurement of the cross-sectional structure of the alloy layer, but it does not deny the analysis method other than EDS measurement.
  • the Al—Fe—Si alloy portion 23 is located between the plating layer 21 and the Al—Fe alloy layer 24, and is in contact with the plating layer 21.
  • the Al—Fe—Si based alloy portion 23 is made of an Al—Fe—Si based intermetallic compound containing 2% or more and 10% or less of Cr.
  • the typical composition of the Al—Fe—Si based alloy portion 23 is Al: 60 to 70%, Fe: 20% to 30%, Si: 5% to 12%, Cr: 2% to 10%.
  • the Al—Fe—Si intermetallic compound is considered to be probably composed of Al 8 Fe 2 Si based on its composition.
  • Al—Fe—Si alloy portion 23 a granular Al—Fe—Si intermetallic compound containing Cr (hereinafter, simply referred to as an Al—Fe—Si intermetallic compound) is formed on the plating layer 21 and Al. -Formed by assembling between Fe-based alloy layers 24.
  • the ratio of the Al—Fe—Si intermetallic compound in the coating layer 20 increases in proportion to the Cr concentration in the coating layer 20. Therefore, when the Cr concentration in the coating layer 20 is low (specifically, 0.5% or less), the Al—Fe—Si intermetallic compounds are granular (specifically, separated from each other on the Al—Fe alloy layer 24). It is formed in a lump shape). In this case, the Al—Fe—Si based alloy portion 23 is not layered and is discontinuous. On the other hand, when the Cr concentration in the coating layer 20 is high (specifically, more than 0.5%), a large amount of Al—Fe—Si intermetallic compound is formed, so that Al—Fe—Si The system alloy portion 23 is layered (continuous).
  • the Al—Fe-based alloy layer 24 is located between the Al—Fe—Si based alloy portion 23 and the base steel plate 10, and is in contact with the base steel plate 10.
  • the Al—Fe-based alloy layer 24 includes a first layer 25 and a second layer 26.
  • the Al—Fe-based alloy layer 24 has a Cr content of 1% or less.
  • the first layer 25 is located on the surface layer side of the molten Al-based plated steel sheet 1 in the Al—Fe-based alloy layer 24.
  • the typical composition of the first layer 25 is Al: 55% to 70%, Fe: 30% to 40%, Si: 0.5% to 4%, Cr: 0.1% to 1.0%. ..
  • the first layer 25 is probably composed of Al 13 Fe 4 based on its composition.
  • the second layer 26 is located on the steel plate side of the molten Al-based plated steel sheet 1 in the Al—Fe-based alloy layer 24.
  • the typical composition of the second layer 26 is Al: 45 to 60%, Fe: 40% to 50%, Si: 0.5% to 5%, Cr: 0.05% to 0.7%.
  • the second layer 26 is probably composed of Al 5 Fe 2 based on its composition.
  • the method for producing the molten Al-based plated steel sheet 1 includes a dipping step and a cooling step.
  • the dipping step is a step of dipping the base steel sheet 10 in a molten Al-based plating bath (hereinafter, simply referred to as a plating bath).
  • the plating bath in the present embodiment contains Cr of 0.15% or more and 5% or less and Si of 1.0% or more and 7.0% or less in mass%.
  • the composition of the molten Al-based plated steel sheet 1 is almost the same as the composition of the plating bath. The reason for setting the composition of Cr and Si as described above will be described later.
  • the Fe concentration in the plating bath is determined by the elution of iron into the plating bath from the base steel plate 10 or the plating equipment (specifically, the plating pot, the dipping roll), etc. in the actual operation, and by the steel plate after the dipping process. It is determined by the balance with the dilution with the new bath (which contains almost no Fe) supplied to replenish the plating bath.
  • the Fe concentration in the plating bath usually falls within the range of 1.5% to 3.0%, although it depends on the operating conditions such as the plating bath temperature.
  • alkaline earth metal may be added to the plating bath for the purpose of improving manufacturability and corrosion resistance, or Ti and / or B may be added for the purpose of miniaturizing spangles.
  • the respective concentrations in the coating layer 20 may be added up to 1% or less.
  • Pb, Sb, Sn, Cd, Ni, Mn, Mg, Cu, Zn and the like may be contained in the plating bath according to their respective purposes.
  • these elements may be unavoidably mixed from raw materials and the like.
  • Each of these elements may be contained in the coating layer 20 at a maximum of about 1%.
  • the melting point of the plating bath varies depending on the bath composition, but is generally 600 ° C to 640 ° C. Therefore, the temperature of the plating bath may be set to 650 ° C. to 700 ° C. according to the melting point.
  • the temperature of the base steel sheet 10 immediately before dipping in the plating bath is preferably 620 ° C to 700 ° C. This is because if the temperature of the base steel sheet 10 is less than 620 ° C., the reaction between the plating bath and the base steel sheet 10 does not proceed sufficiently, and the coating layer 20 and the base steel sheet 10 may not be sufficiently adhered to each other. Because there is. On the other hand, if the temperature of the base steel plate exceeds 700 ° C., an alloy layer 22 having an excessive thickness may be formed. Further, it is very difficult to continuously immerse and pass the base steel plate 10 having an extremely distant temperature, which is 100 ° C. or more different from the plating bath temperature, in the plating bath in terms of controlling the plating bath temperature.
  • the immersion time of the base steel plate 10 in the plating bath is preferably 1 second to 5 seconds. If the immersion time is less than 1 second, the reaction time between the plating bath and the base steel plate 10 may not be sufficiently secured, and the coating layer 20 and the base steel plate 10 may not be sufficiently adhered to each other. Further, if the immersion time exceeds 5 seconds, an alloy layer 22 having an excessive thickness may be formed.
  • the amount of plating adhered to the base steel sheet 10 is not particularly limited, but the amount of plating adhered to one side is preferably 10 g / m 2 or more and 200 g / m 2 or less. If the amount of adhesion on one side is less than 10 g / m 2 , the plating layer 21 becomes too thin with respect to the width of the cracks generated in the alloy layer 22 during bending, so that the plating layer 21 extends and it becomes difficult to cover the steel substrate. It ends up. On the other hand, if the amount of adhesion on one side exceeds 200 g // m 2 , the plating layer 21 becomes too thick, so that the stress generated during bending tends to cause cracks in the plating layer 21.
  • the cooling step is a step of cooling the base steel sheet 10 pulled up from the molten Al-based plating bath.
  • the cooling rate from the time when the base steel sheet 10 is pulled up from the plating bath to the solidification is set to 5 ° C./sec to 30 ° C./sec (more preferably 10 ° C./sec to 20 ° C./sec). ,
  • the molten Al-based plated steel sheet 1 can be manufactured.
  • the molten Al-based plated steel sheet 1 is manufactured using a plating bath containing 0.15% or more and 5% or less of Cr and 1.0% or more and 7.0% or less of Si.
  • the coating layer 20 of the molten Al-based plated steel sheet 1 contains 0.15% or more and 5% or less of Cr, and 1.0% or more and 7.0% or less of Si.
  • the alloy layer 22 in the molten Al-based plated steel sheet 1 manufactured by the above manufacturing method has an Al—Fe—Si alloy portion 23 having a Cr concentration of 2% or more and 10% or less in mass% and a Cr composition of 1%. It includes an Al—Fe-based alloy layer containing at least two layers (that is, the first layer 25 and the second layer 26) having the following and different Fe concentrations from each other.
  • the thickness of the alloy layer 22 of the molten Al-based plated steel sheet 1 manufactured by the above manufacturing method is 0.5 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less. If the thickness of the alloy layer 22 is excessively thick and exceeds 10 ⁇ m, the bendability of the coating layer 20 becomes inferior. From the viewpoint of the adhesion between the coating layer 20 and the base steel plate 10 and the bendability of the coating layer 20, the thickness of the alloy layer 22 is more preferably 2 ⁇ m or more and 6 ⁇ m or less.
  • the coating layer 20 of the molten Al-based plated steel sheet 1 having the above structure has high bending workability.
  • the mechanism by which the bendability is improved is not clear, but it is considered to be due to the combined effect of the following reasons.
  • the effect of the present invention is not limited by the following theory.
  • the free energy for formation of the Al—Fe—Si intermetallic compound is reduced.
  • an Al—Fe—Si-based intermetallic compound is deposited at the interface between the plating layer 21 and the base steel sheet 10 during the cooling process after the base steel sheet 10 is pulled up from the plating bath.
  • Si in the plating layer 21 is transferred to the Al—Fe—Si intermetallic compound.
  • Si is concentrated in the Al—Fe—Si based alloy portion 23.
  • the amount of precipitated Si that is the starting point of cracks in the plating layer 21 after solidification can be reduced. That is, it is possible to suppress the occurrence of cracks in the plating layer 21 during bending.
  • the plating layer 21 is elongated during the bending process to cover the cracks generated in the alloy layer 22 to prevent the exposure of the steel base material leading to the early red rust generation.
  • the alloy layer 22 is the Al—Fe—Si based alloy portion 23, and the Al—Fe based alloy layer 24 having different Fe concentrations from each other. It has a multi-layer structure composed of one layer 25 and a second layer 26.
  • the precipitation of the needle-shaped Al—Fe—Si-based intermetallic compound or the needle-shaped Al—Fe-based intermetallic compound in the Al base metal may adversely affect the mechanical properties of the base metal. Widely known. Therefore, in the field of Al casting, when using recycled Al, needle-shaped Al—Fe—Si-based intermetallic compound that precipitates by adding Cr or Mn to the molten Al, or needle-shaped Al—Fe that precipitates. It is common practice to improve the mechanical properties by changing the intermetallic compound into a mass. In the production method of the present embodiment, since Cr is added to the plating bath, it is presumed that the same effect is exhibited in the plating layer.
  • the Cr concentration in the plating bath needs to be 0.15% or more.
  • the Cr concentration in the plating bath is preferably 0.15% or more and 5% or less.
  • the form of the Al—Fe—Si based alloy portion 23 changes depending on the Cr concentration in the coating layer 20, but the length of the Al—Fe—Si based intermetallic compound forming the Al—Fe—Si based alloy portion 23.
  • the shaft diameter is preferably 1.5 ⁇ m or more, and the aspect ratio is preferably 0.4 or more.
  • the plating bath contains Si in order to control the growth of the alloy layer 22 in the dipping step and the cooling step.
  • the amount of Si contained in the plating bath is preferably 1.0% or more and 7.0% or less. If the Si concentration in the plating bath is less than 1.0%, the growth of the alloy layer 22 cannot be suppressed, and the Al—Fe-based alloy layer 24 is formed excessively thick. As a result, the bendability of the coating layer 20 deteriorates. Further, when the Si concentration in the plating bath is more than 7.0%, the Al—Fe based alloy layer 24 is not formed, and the alloy layer becomes a single phase composed of an Al—Fe—Si intermetallic compound.
  • the Si concentration in the plating bath is preferably 1.0% or more and 7.0% or less.
  • the Si concentration in the coating layer 20 must be 2.0% or more and 5.0% or less. More preferred.
  • the steel sheet is immersed in a molten Al-based plating bath containing 0.15% or more and 5% or less of Cr and 1.0% or more and 7.0% or less of Si in mass% to be cooled.
  • the inventors found that Si in the plating bath was concentrated in the Al—Fe—Si alloy portion 23 as a result of diligent research, and completed the process.
  • Patent Document 3 has a multi-layer structure in which the alloy layer is an Al—Si—Fe layer containing Cr and an Al—Fe layer composed of Al 5 Fe 2 and Al 3.2 Fe. It is disclosed that Cr is concentrated in the ⁇ Si—Fe layer.
  • Patent Document 3 relates to a hot-dip Zn—Al alloy-plated steel sheet, and does not relate to the hot-dip Al-based plated steel sheet of the present application. Therefore, it is added that the present invention is a completely different invention that cannot be created based on Patent Document 3.
  • a hot-dip Al-plated steel sheet was prepared using a cold-rolled annealed steel sheet (dimensions: 130 mm ⁇ 40 mm, plate thickness: 0.8 mm) having the chemical composition shown in Table 1 as a base steel sheet. ..
  • the numerical values shown in Table 1 are values of mass%.
  • the molten Al-based plated steel sheet was produced as follows. First, by using the plating test simulator (manufactured by Rhesca), heated to 720 ° C. The base material steel plate at 50 vol% H 2 -N 2 atmosphere, after subjected to reduction heat by holding for 15 seconds, Table 2 The base steel sheet was immersed in a hot-dip Al-based plating bath having a composition shown in 1. The numerical values shown in Table 2 are values of mass%.
  • Table 3 shows the data of the molten Al-based plating bath and the cooling conditions.
  • T is used as a unit indicating the degree of bending of the molten Al-based plated steel sheet.
  • the 1T bending means a bending method in which a plated steel sheet is bent so that a gap equivalent to one of the plated steel sheets is formed between facing surfaces facing each other when the plated steel sheet is bent. That is, 2T bending means bending so that a gap equal to the thickness of the two plated steel sheets is formed.
  • the sample for cross-sectional observation is immersed in a solution containing 2 ml of a 48% HF solution and 20 ml of glycerin for 2 s to 10 s, etched, and then observed with an optical microscope or an electron microscope (SEM) to obtain an alloy layer.
  • the thickness and structure of the alloy layer were investigated. If the Al—Fe—Si alloy portion is discontinuous, the area of the Al—Fe—Si alloy portion is calculated, and the uniform layer thickness that is the area is determined by the Al—Fe—Si alloy portion. The thickness of the part. Table 4 shows the structure of the alloy layer and the thickness of the alloy layer.
  • the structure of the alloy layers shown in Table 4 is as follows, and a schematic diagram of the structure of each alloy layer is shown in FIG. A: Multi-layer structure consisting of a continuous Al—Fe—Si based alloy portion (Al 8 Fe 2 Si) and two Al—Fe based alloy layers (Al 13 Fe 4 and Al 5 Fe 2)
  • the amounts of Si and Cr contained in the coating layer were measured as follows. First, the prepared molten Al-based plated steel sheet was cut out to a predetermined size to prepare a cut-out piece. The cut pieces of each molten Al-based plated steel sheet were put into a NaOH solution (10 ml) having a concentration of 25% and allowed to stand. The NaOH solution was then heated to completely dissolve the coating layer in the solution. After confirming that all the coating layer was dissolved, the cut pieces from which the coating layer had been dissolved and removed were taken out from the solution. Next, the solution was further heated to evaporate and dry the liquid to obtain an evaporative dry matter.
  • This evaporated dry matter was dissolved while heating with a mixed acid (a mixed solution of 40 ml of nitric acid and 10 ml of hydrochloric acid), and ultrapure water was added to bring the volume to 250 ml.
  • the solution after volume determination was used as a composition measurement solution for the molten Al-based plated steel sheet.
  • the composition measurement solution was quantitatively analyzed for Si and Cr by inductively coupled plasma emission spectroscopy (ICP-AES method). The analysis results are shown in Table 4. In addition, No. 24 and No. At 25, the Cr content was below the analytical limit.
  • the concentration of Cr in the coating layer is 0.15% to 5%, and the concentration of Si is 1% to 7%. 1 to No.
  • the alloy layer has a multi-layer structure of an Al—Fe—Si based alloy portion and two Al—Fe based alloy layers from the surface layer side, and the coating layer has good bending workability. was gotten.
  • the Si concentration in the coating layer is in the range of 1% to 7%, but the Cr concentration is lower than 0.15%, so that the Al—Fe—Si portion is sufficiently formed. Therefore, good bending workability of the coating layer could not be obtained.
  • the Cr concentration in the coating layer was 0.15% to 5%, but since the Si concentration was less than 1%, the alloy layer was not sufficiently thin and the coating layer was good. No bending workability was obtained.
  • the Cr concentration in the coating layer was 0.15% to 5%, but since the Si concentration exceeded 7%, the alloy layer was simply an Al—Fe—Si alloy layer. It had a layered structure, and good bending workability of the coating layer could not be obtained.
  • Hot-dip Al-plated steel sheet 10 Base steel sheet (steel sheet) 20 Coating layer 21 Plating layer 22 Alloy layer 23 Al-Fe-Si alloy part 24 Al-Fe alloy layer

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

被覆層の曲げ加工性に優れた溶融Ａｌ系めっき鋼板を実現する。溶融Ａｌ系めっき鋼板（１）は、基材鋼板（１０）の表面に、Ａｌを主体とするめっき層（２１）と、めっき層（２１）と上記表面との間に形成された合金層（２２）とからなる被覆層（２０）を有する。被覆層（２０）は、質量％で、０．１５％以上５％以下のＣｒ、および、１．０％以上７．０％以下のＳｉを含む。

Description

溶融Ａｌ系めっき鋼板および溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法
　本発明は、溶融Ａｌ系めっき鋼板および溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法に関する。
　溶融Ａｌ系めっき鋼板は、Ａｌを主体とする溶融めっき浴に鋼板を浸漬させる工程により製造される。当該手法により製造された溶融Ａｌ系めっき鋼板の被覆層は、Ａｌを主とするＡｌめっき層（以下めっき層と称する）、および、被めっき鋼板とＡｌ浴の反応により形成された金属間化合物からなる層（以下、合金層と称する）を有する。溶融Ａｌ系めっき鋼板は、耐食性、耐熱性に優れ、美麗な表面外観を持つことから、自動車用排気部材、熱器具を主体とする家電製品、あるいは屋根、壁等の建築材料として広範な分野で使用されている。
　上記のように溶融Ａｌ系めっき鋼板は、広範な分野で使用されていることから、さらなる改良が求められている。例えば、特許文献１、２には、溶融Ａｌ系めっき鋼板の物性（例えば、耐食性、耐熱性）を向上させる技術が開示されている。
日本国公開特許公報「特開平２－８８７５４号公報」 日本国公開特許公報「特開平６－２２８７２５号公報」 日本国公開特許公報「特許第４６４４３１４号公報」
　ところで、家電製品あるいは建築材料の用途では、主として曲げ加工により所望の形に成形される。溶融Ａｌ系めっき鋼板は、めっき層および合金層が硬いため、厳しい曲げ加工を受けた際にめっき層にクラックが発生し、野外での使用時に加工部から早期に赤錆発生するという問題がある。
　しかしながら、特許文献１および２の技術は、耐食性または耐熱性の向上を目的としており、溶融Ａｌ系めっき鋼板の曲げ加工性を向上させるものではない。
　また、特許文献３には、めっき層および合金層からなる被覆層を、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ－Ｃｒ合金とし、合金層がＣｒを含むＡｌ－Ｓｉ－Ｆｅ層と、Ａｌ５Ｆｅ２およびＡｌ３．２ＦｅからなるＡｌ－Ｆｅ層との複層構造としている。これにより、曲げ加工時の割れを各層間で停止させることにより割れの伝播を押え、めっき層が剥離するような割れの発生防止、つまり加工性の向上を図っている。しかしながら、特許文献３の技術では、Ａｌ系めっきの耐食性に悪影響を与えるＺｎを含むことから、長期耐久性は劣るものとなる。
　本発明の一態様は、被覆層の曲げ加工性に優れた溶融Ａｌ系めっき鋼板、およびその製造方法を実現することを目的とする。
　上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る溶融Ａｌ系めっき鋼板は、鋼板の表面に、Ａｌを主体とするめっき層と、当該めっき層と前記表面との間に形成された合金層とからなる被覆層を有する溶融Ａｌ系めっき鋼板であって、前記被覆層は、質量％で、０．１５％以上５％以下のＣｒ、および、１．０％以上７．０％以下のＳｉを含む。
　上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法は、質量％で、０．１５％以上５％以下のＣｒ、および、１．０％以上７．０％以下のＳｉを含む溶融Ａｌ系めっき浴に鋼板を浸漬する浸漬工程と、前記溶融Ａｌ系めっき浴から引き上げられた前記鋼板を冷却する冷却工程とを含む。
　本発明の一態様によれば、被覆層の曲げ加工性に優れた溶融Ａｌ系めっき鋼板を実現できる。
本発明の一実施形態における溶融Ａｌ系めっき鋼板の、基材鋼板の表面に対して垂直な断面の模式図である。 本発明の実施例および比較例としての溶融Ａｌ系めっき鋼板における合金層の模式図である。
　以下、本発明の一実施形態について、詳細に説明する。なお、本明細書中の「Ａ～Ｂ」は、「Ａ以上、Ｂ以下」を意味する。例えば、明細書中で「１％～５％」または「１～５％」と記載されていれば、「１％以上、５％以下」を示す。また、本明細書中では、特に明記しない限り、組成を示す際に用いる「％」は、「質量％」を意味するものとする。
　（溶融Ａｌ系めっき鋼板の構造）
　図１は、本実施形態における溶融Ａｌ系めっき鋼板１の、基材鋼板１０の表面に対して垂直な断面の模式図である。
　図１に示すように、溶融Ａｌ系めっき鋼板１は、基材鋼板１０（鋼板）と、被覆層２０とを有している。
　基材鋼板１０は、特に制限されるものではなく、従来から溶融Ａｌ系めっき鋼板のめっき原板として適用されている鋼種をはじめ、用途に応じて種々の鋼種の中から選択することができる。例えば、耐食性を重視する用途ではステンレス鋼板を基材鋼板１０として適用すればよい。基材鋼板１０の板厚は、限定されないが、例えば０.４～３．２ｍｍとすることができる。
　被覆層２０は、Ａｌを主体とするめっき層２１と、合金層２２とを含んでいる。被覆層２０は、質量％で、０．１５％以上５％以下のＣｒ、および、１．０％以上７．０％以下のＳｉを含む。
　被覆層２０中のＡｌの濃度範囲は特に定めないが、７５％よりも大きいことが好ましい。これは、溶融Ａｌ系めっき鋼板において、めっき層のＡｌ濃度が高いほど長期耐久性が優れるためである。
　被覆層２０中のＦｅ濃度は、めっき付着量（すなわち、合金層２２の厚さとめっき層２１の厚さとの比）によって変動するため濃度範囲を設定しない。
　合金層２２は、めっき層２１と基材鋼板１０の表面との間に形成されている層である。合金層２２は、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３と、Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４とを含む。
　なお、以降における合金層２２の組成の分析は、合金層断面組織のＥＤＳ測定による結果であるが、ＥＤＳ測定以外の分析手法を否定するものではない。
　Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３は、めっき層２１とＡｌ－Ｆｅ系合金層２４と間に位置しており、めっき層２１と接している。Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３は、２％以上１０％以下のＣｒを含むＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物からなる。Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３の代表的な組成は、Ａｌ：６０～７０％、Ｆｅ：２０％～３０％、Ｓｉ：５％～１２％、Ｃｒ：２％～１０％のである。Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物は、その組成より恐らくＡｌ８Ｆｅ２Ｓｉから構成されると考えられる。
　Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３は、粒状の、Ｃｒを含むＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物（以下では、単にＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物と称する）が、めっき層２１とＡｌ－Ｆｅ系合金層２４の間に集合することで形成される。
　被覆層２０におけるＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物の割合は、被覆層２０中のＣｒ濃度に比例して増加する。そのため、被覆層２０中のＣｒ濃度が低い（具体的には、０．５％以下）と、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物は、Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４上に互いに離散した粒状（塊状）に形成される。この場合、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３は、層状にならず不連続となる。一方で、被覆層２０中のＣｒ濃度が高い（具体的には、０．５％よりも多い）と、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物が多量に形成されるため、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３は、層状（連続）となる。
　Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４は、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３と、基材鋼板１０との間に位置しており、基材鋼板１０と接している。Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４は、第１層２５と第２層２６とを含む。Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４は、Ｃｒの含有量が１％以下となっている。
　第１層２５は、Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４における、溶融Ａｌ系めっき鋼板１の表層側に位置している。第１層２５の代表的な組成は、Ａｌ：５５％～７０％、Ｆｅ：３０％～４０％、Ｓｉ：０．５％～４％、Ｃｒ：０．１％～１．０％である。第１層２５は、その組成より恐らくＡｌ１３Ｆｅ４から構成されると考えられる。
　第２層２６は、Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４における、溶融Ａｌ系めっき鋼板１の鋼板側に位置している。第２層２６の代表的な組成は、Ａｌ：４５～６０％、Ｆｅ：４０％～５０％、Ｓｉ：０．５％～５％、Ｃｒ：０．０５％～０．７％である。第２層２６は、その組成より恐らくＡｌ５Ｆｅ２から構成されると考えられる。
　（溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法）
　溶融Ａｌ系めっき鋼板１の製造方法は、浸漬工程と、冷却工程とを含む。
　浸漬工程は、溶融Ａｌ系めっき浴（以下では、単にめっき浴と呼称する）に基材鋼板１０を浸漬する工程である。
　本実施形態におけるめっき浴は、質量％で、０．１５％以上５％以下のＣｒ、および、１．０％以上７．０％以下のＳｉを含む。なお、溶融Ａｌ系めっき鋼板１の成分組成は、めっき浴の組成とほぼ同一となる。ＣｒおよびＳｉの組成を上記のように設定する理由については後述する。
　めっき浴中のＦｅ濃度は、実操業における、基材鋼板１０またはめっき設備（具体的には、めっき釜、浸漬ロール）などからのめっき浴中への鉄の溶出と、浸漬工程後に鋼板により持ち出されるめっき浴を補充するために供給される新浴(Ｆｅをほとんど含まない)による希釈とのバランスで決まる。めっき浴中のＦｅ濃度は、めっき浴温度などの操業条件によるが、通常は１．５％～３．０％の範囲に収まる。
　めっき浴中には必要に応じて、製造性や耐食性向上を目的にアルカリ土類金属、または、スパングルの微細化を目的にＴｉおよび／またはＢの添加をしてもよい。この場合、被覆層２０中におけるそれぞれの濃度は１％以下まで添加してもよい。
　また、めっき浴中には、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎなどをそれぞれの目的に応じて含ませてもよい。また、これらの元素は、原料などから不可避的に混入する場合もある。これらの元素は、被覆層２０中にそれぞれ最大で１％程度含まれていてもよい。
　めっき浴の融点は、その浴組成により変化するが、おおむね６００℃～６４０℃である。そのため、当該融点に合わせてめっき浴の温度を６５０℃～７００℃に設定すればよい。
　浸漬工程において、めっき浴浸漬直前の基材鋼板１０の温度は、６２０℃～７００℃であることが好ましい。これは、基材鋼板１０の温度が６２０℃未満では、めっき浴と基材鋼板１０との反応が十分に進行せず、被覆層２０と基材鋼板１０とを十分に密着させることができない恐れがあるためである。一方で、基材鋼板の温度が７００℃を超えると、過剰な厚さの合金層２２が形成される虞がある。また、めっき浴温度から１００℃以上異なるような、極端に離れた温度の基材鋼板１０を連続的にめっき浴に浸漬・通過させることは、めっき浴温度の管理上、大きな困難を伴う。
　基材鋼板１０のめっき浴への浸漬時間は、１秒～５秒とすることが好ましい。浸漬時間が１秒未満では、めっき浴と基材鋼板１０の反応時間が十分に確保されず、被覆層２０と基材鋼板１０とを十分に密着させることができない虞がある。また、浸漬時間が５秒を超えると、過剰な厚さの合金層２２を形成する虞がある。
　基材鋼板１０へのめっき付着量は、特に限定されるものでは無いが、片面付着量で１０ｇ／ｍ２以上２００ｇ／ｍ２以下であることが好ましい。片面付着量が１０ｇ／ｍ２未満では、曲げ加工時に合金層２２に生じるクラックの幅に対してめっき層２１が薄くなりすぎるため、めっき層２１が伸びて鋼素地を被覆することが難しくなってしまう。また、片面付着量が２００ｇ／/ｍ２を超えると、めっき層２１が厚くなりすぎるため、曲げ加工時に生じる応力によりめっき層２１にクラックが発生しやすくなる。
　冷却工程は、前記溶融Ａｌ系めっき浴から引き上げられた基材鋼板１０を冷却する工程である。冷却工程において、めっき浴から基材鋼板１０を引き上げた時点から凝固までの冷却速度を５℃／秒～３０℃／秒（より好ましくは、１０℃／秒～２０℃／秒）とすることにより、溶融Ａｌ系めっき鋼板１を製造することができる。
　以上のように、溶融Ａｌ系めっき鋼板１は、０．１５％以上５％以下のＣｒ、および、１．０％以上７．０％以下のＳｉを含むめっき浴を用いて製造される。換言すれば、溶融Ａｌ系めっき鋼板１の被覆層２０は、０．１５％以上５％以下のＣｒ、および、１．０％以上７．０％以下のＳｉを含む。
　上記の製造方法で製造された溶融Ａｌ系めっき鋼板１における合金層２２は、Ｃｒ濃度が質量％で２％以上１０％以下であるＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３と、Ｃｒ組成が１％以下であり、かつ、Ｆｅ濃度が互いに異なる少なくとも２つの層（すなわち、第１層２５および第２層２６）を含むＡｌ－Ｆｅ系合金層とを含む。
　また、上記の製造方法で製造された溶融Ａｌ系めっき鋼板１の合金層２２の厚さは、０．５μｍ以上１０μｍ以下となる。なお、合金層２２の厚さが過剰に厚く、１０μｍを超えると被覆層２０の曲げ加工性が劣ってくる。被覆層２０と基材鋼板１０との密着性および、被覆層２０の曲げ加工性の観点から、合金層２２の厚さは、２μｍ以上６μｍ以下であることがより好ましい。
　本発明者らは、上記の構成を有する溶融Ａｌ系めっき鋼板１の被覆層２０の曲げ加工性が高いことを見出した。曲げ加工性が高くなるメカニズムは明らかではないが、以下の事由の複合的な効果によるものであると考えられる。なお、本発明の効果は、下記の理論によって制限されるものではない。
　すなわち、めっき浴にＣｒを添加することにより、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物の生成自由エネルギーが低下する。その結果、基材鋼板１０をめっき浴から引き上げた後の冷却過程時に、めっき層２１と基材鋼板１０との界面にＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物が析出する。そして、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物が析出する際に、めっき層２１中のＳｉは、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物に移行する。換言すれば、Ｓｉは、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３に濃化される。その結果、凝固後のめっき層２１中におけるクラックの起点となる析出Ｓｉ量を少なくすることができる。すなわち、曲げ加工時にめっき層２１にクラックが発生することを抑制することができる。
　さらに、めっき層２１中のＳｉがＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物に移行するため、めっき層２１の主成分であるＡｌの延性を低下させる要因となる固溶Ｓｉの量を低減することができる。そのため、曲げ加工時にめっき層２１が伸び、合金層２２に生じたクラックを覆うことで、早期赤錆発生につながる鋼素地の露出を防止すると考えられる。
　また、上記の製造方法で製造された溶融Ａｌ系めっき鋼板１では、合金層２２が、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３、ならびに、Ｆｅ濃度が互いに異なる、Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４の第１層２５および第２層２６から構成される複層構造となっている。これにより、曲げ加工時にクラックが発生した際に、層間の界面におけるクラックの進行の停止、各層における内部応力の緩和、界面での横領の低減が発生していると考えられる。
　ここで、針状のＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物、または、針状のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物のＡｌ地金中への析出は、地金の機械的性質に悪影響を与えることは広く知られている。そのため、Ａｌ鋳造の分野では、再生Ａｌの利用にあたり、Ａｌ溶湯にＣｒまたはＭｎを添加することにより、析出する針状のＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物、または析出する針状のＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物を、塊状に変化させることにより機械的性質を改善することが一般的に行われている。本実施形態における製造方法においても、めっき浴にＣｒを添加することから、同様の効果がめっき層に発現していると推測される。
　また、合金層２２においてＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３を十分に形成させるためには、めっき浴中のＣｒ濃度を０．１５％以上にする必要がある。逆に言えば、めっき浴中のＣｒ濃度を０．１５％以上にすることによって、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３を十分に形成されることができる。換言すれば、被覆層２０中のＣｒの濃度を０．１５％以上とすることによって、溶融Ａｌ系めっき鋼板１におけるＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３の量を十分に確保することができ、それゆえ、被覆層２０の曲げ加工性を良好なものとすることができる。なお、めっき浴中のＣｒ濃度が５％を超えると、めっき浴からのドロス発生量が増大してしまう。以上のことから、めっき浴中のＣｒ濃度（または、被覆層２０のＣｒ濃度）は、０．１５％以上５％以下であることが好ましい。
　なお、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３は、被覆層２０中のＣｒ濃度により形態が変化するが、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３を形成するＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物の長軸径は、１．５μｍ以上であり、かつ、アスペクト比が０．４以上であることが好ましい。Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物が上記の形状を有することにより、被覆層２０の曲げ加工性を良好なものとすることができる。
　また、めっき浴には、浸漬工程および冷却工程における合金層２２の成長を制御するためにＳｉが含まれている。めっき浴に含まれるＳｉの量は、１．０％以上、７．０％以下であることが好ましい。めっき浴中のＳｉ濃度が１．０％未満である場合、合金層２２の成長を抑制できず、Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４が過剰に厚く形成されてしまう。その結果、被覆層２０の曲げ加工性が劣化する。また、めっき浴中のＳｉ濃度が７．０％よりも多い場合、Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４が形成されず、合金層がＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系金属間化合物からなる単相となる。すなわち、Ａｌ－Ｆｅ系合金層２４が、Ｆｅ濃度が互いに異なる２層以上の複層構造とはならないため、被覆層２０の良好な曲げ加工性が得られない。以上のことから、めっき浴中のＳｉ濃度（または、被覆層２０のＳｉ濃度）は、１．０％以上７．０％以下であることが好ましい。
　また、めっき層の主成分であるＡｌ中にＳｉが固溶すると、Ａｌの硬さが増し、それに伴い延性が低下する。そのため、合金層２２の成長を十分に抑制し、かつ、めっき層２１の延性を向上させるためには、被覆層２０中のＳｉ濃度は、２．０％以上５．０％以下であることがより好ましい。
　（付記事項）
　一方、本発明は、質量％で、０．１５％以上５％以下のＣｒ、および、１．０％以上７．０％以下のＳｉを含む溶融Ａｌ系めっき浴に鋼板を浸漬させて冷却させる際に、めっき浴中のＳｉがＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部２３に濃化することを、発明者らが鋭意研究の結果見出すことにより、完成させたものである。
　ここで、特許文献３には、合金層がＣｒを含むＡｌ－Ｓｉ－Ｆｅ層と、Ａｌ５Ｆｅ２およびＡｌ３．２ＦｅからなるＡｌ－Ｆｅ層との複層構造となっており、Ａｌ－Ｓｉ－Ｆｅ層にＣｒが濃化していることが開示されている。
　しかしながら、特許文献３の技術は、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき鋼板に関するものであり、本願の溶融Ａｌ系めっき鋼板に関するものではない。したがって、本発明は、特許文献３に基づいて創作することができない、全く別の発明であることを付言する。
　本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。
　本発明の発明例および比較例として、表１に示す化学組成を有する冷延焼鈍鋼板（寸法：１３０ｍｍ×４０ｍｍ、板厚：０．８ｍｍ）を基材鋼板として、溶融Ａｌ系めっき鋼板を作製した。なお、表１に示す数値は、質量％の値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　溶融Ａｌ系めっき鋼板は、以下のようにして作製した。まず、めっき試験シミュレータ（レスカ製）を用いて、基材鋼板を５０ｖｏｌ％Ｈ２－Ｎ２雰囲気下にて７２０℃に昇温し、１５秒保持することにより還元加熱を施した後、表２に示す組成となるように建浴した溶融Ａｌ系めっき浴に基材鋼板を浸漬した。なお、表２に示す数値は、質量％の値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次に、基材鋼板を溶融Ａｌ系めっき浴から引き上げ、冷却することにより溶融Ａｌ系めっき鋼板を作製した。溶融Ａｌ系めっき浴のデータ、および、冷却条件を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　（曲げ加工性試験）
　作製した溶融Ａｌ系めっき鋼板を４０ｍｍ×４０ｍｍの大きさに切断した後、２Ｔの１８０°曲げ加工を行った。曲げ加工後の溶融Ａｌ系めっき鋼板を樹脂埋めした後研磨を施して断面観察用のサンプルとした。発明例および比較例の各サンプルは、それぞれ３個ずつ作製した。作製したサンプルを、光学顕微鏡を用いて２００倍の視野にて、曲げ加工部のクラックを観察し、以下に示す基準で加工性を評価した。試験結果を表４に示す。
○：被覆層表層から鋼素地に到達するクラックなし
×：被覆層表層から鋼素地に到達するクラックあり。
　本明細書では、溶融Ａｌ系めっき鋼板の曲げ加工の程度を示す単位として、Ｔを使用する。１Ｔ曲げとは、めっき鋼板を曲げた場合に互いに対向する対向面の間に、当該めっき鋼板１枚分の隙間が形成されるように曲げる曲げ方を意味する。すなわち、２Ｔ曲げとは、当該めっき鋼板２枚分の厚みに等しい隙間が形成されるように曲げることになる。
　(合金層の構造の特定)
　上記断面観察用のサンプルを４８％のＨＦ溶液２ｍｌおよびグリセリン２０ｍｌを混合した溶液に２ｓ～１０ｓ浸漬しエッチングを施した後、光学顕微鏡または電子顕微鏡(ＳＥＭ)にて観察することにより、合金層の厚さおよび合金層の構造を調査した。なお、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部が不連続である場合は、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部の面積を算出し、当該面積となる均一な層の厚さをＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部の厚さとした。合金層の構造および合金層の厚さを表４に示す。なお、表４に示す合金層の構造は、以下の通りである、また、それぞれの合金層の構造の模式図を図２に示す。
Ａ：連続したＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部（Ａｌ８Ｆｅ２Ｓｉ）および２層のＡｌ－Ｆｅ系合金層(Ａｌ１３Ｆｅ４およびＡｌ５Ｆｅ２)からなる複層構造
Ｂ：不連続なＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部（Ａｌ８Ｆｅ２Ｓｉ）および２層のＡｌ－Ｆｅ系合金層(Ａｌ１３Ｆｅ４およびＡｌ５Ｆｅ２)からなる複層構造
Ｃ：２層のＡｌ－Ｆｅ系合金層(Ａｌ１３Ｆｅ４およびＡｌ５Ｆｅ２)からなる複層構造
Ｄ：Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金層の単層構造(Ａｌ８Ｆｅ２Ｓｉ)。
　(被覆層に含有されるＳｉおよびＣｒの量の測定)
　被覆層に含有されるＳｉおよびＣｒの量を以下のようにして測定した。まず、作製した溶融Ａｌ系めっき鋼板を所定の大きさに切り出して、切り出し片を作製した。各溶融Ａｌ系めっき鋼板の切り出し片を、それぞれ、濃度２５％のＮａＯＨ溶液（１０ｍｌ）に投入して静置した。次に、ＮａＯＨ溶液を加温して被覆層を溶液に完全に溶解させた。被覆層が全て溶解したことを確認した後、被覆層が溶解除去された切り出し片を溶液から取り出した。次に、この溶液をさらに加温し、液体を蒸発乾固させ、蒸発乾固物を得た。この蒸発乾固物を、混酸（硝酸４０ｍｌと塩酸１０ｍｌとの混合溶液）を用いて加温しながら溶解させ、超純水を加えて２５０ｍｌに定容した。定容後の溶液を、それぞれ溶融Ａｌ系めっき鋼板の組成測定溶液とした。その後、この組成測定溶液について、誘導結合プラズマ発光分光分析法（ＩＣＰ－ＡＥＳ法）によりＳｉおよびＣｒの定量分析を行った。分析結果を表４に示す。なお、Ｎｏ．２４およびＮｏ．２５では、Ｃｒの含有量が分析限界未満であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、被覆層中のＣｒの濃度が０．１５％～５％であり、かつ、Ｓｉの濃度が１％～７％である、本発明例としてのＮｏ．１～Ｎｏ．２３の溶融Ａｌ系めっき鋼板では、合金層が表層側からＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部および２層のＡｌ－Ｆｅ系合金層の複層構造となっており、被覆層の良好な曲げ加工性が得られた。
　一方、Ｎｏ．２４～２６、およびＮｏ．３０の溶融Ａｌ系めっき鋼板では、被覆層中のＣｒ濃度が０．１５％よりも低く、また、Ｓｉ濃度が１％未満または７％を超えていた。そのため、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部および２層のＡｌ－Ｆｅ系合金層の複層構造となっておらず、被覆層の良好な曲げ加工性が得られなかった。
　また、Ｎｏ．２７およびＮｏ．２８の溶融Ａｌ系めっき鋼板では、被覆層中のＣｒ濃度が０．１５％よりも低く、被覆層の良好な曲げ加工性が得られなかった。また、Ｎｏ．２８の溶融Ａｌ系めっき鋼板では、Ｓｉ濃度が１％未満であったため、１０μｍを超える厚い合金層が形成された。
　また、Ｎｏ．２９の溶融Ａｌ系めっき鋼板では、被覆層中のＳｉ濃度が１％～７％の範囲内であるが、Ｃｒ濃度が０．１５％よりも低いため、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ部が十分に形成されず、被覆層の良好な曲げ加工性が得られなかった。
　Ｎｏ．３１およびＮｏ．３４の溶融Ａｌ系めっき鋼板では、被覆層中のＣｒ濃度は０．１５％～５％であるが、Ｓｉ濃度が１％未満であったため、合金層が十分に薄くならず、被覆層の良好な曲げ加工性が得られなかった。
　Ｎｏ．３２、Ｎｏ．３３およびＮｏ．３５の溶融Ａｌ系めっき鋼板では、被覆層中のＣｒ濃度は０．１５％～５％であるが、Ｓｉ濃度が７％を超えていたため、合金層がＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金層の単層構造となり、被覆層の良好な曲げ加工性が得られなかった。
　１　溶融Ａｌ系めっき鋼板
　１０　基材鋼板（鋼板）
　２０　被覆層
　２１　めっき層
　２２　合金層
　２３　Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部
　２４　Ａｌ－Ｆｅ系合金層

Claims (3)

  1. 　鋼板の表面に、Ａｌを主体とするめっき層と、当該めっき層と前記表面との間に形成された合金層とからなる被覆層を有する溶融Ａｌ系めっき鋼板であって、
    　前記被覆層は、質量％で、０．１５％以上５％以下のＣｒ、および、１．０％以上７．０％以下のＳｉを含むことを特徴とする溶融Ａｌ系めっき鋼板。
  2. 　前記合金層は、
    　　Ｃｒ濃度が質量％で２％以上１０％以下であるＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系合金部と、
    　　Ｃｒ組成が１％以下であり、かつ、Ｆｅ濃度が互いに異なる少なくとも２つの層を含むＡｌ－Ｆｅ系合金層とを含み、
    　　厚さが、０．５μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶融Ａｌ系めっき鋼板。
  3. 　質量％で、０．１５％以上５％以下のＣｒ、および、１．０％以上７．０％以下のＳｉを含む溶融Ａｌ系めっき浴に鋼板を浸漬する浸漬工程と、
    　前記溶融Ａｌ系めっき浴から引き上げられた前記鋼板を冷却する冷却工程とを含む溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法。
PCT/JP2020/016644 2020-04-16 2020-04-16 溶融Ａｌ系めっき鋼板および溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法 WO2021210114A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2020/016644 WO2021210114A1 (ja) 2020-04-16 2020-04-16 溶融Ａｌ系めっき鋼板および溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2020/016644 WO2021210114A1 (ja) 2020-04-16 2020-04-16 溶融Ａｌ系めっき鋼板および溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021210114A1 true WO2021210114A1 (ja) 2021-10-21

Family

ID=78084483

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/016644 WO2021210114A1 (ja) 2020-04-16 2020-04-16 溶融Ａｌ系めっき鋼板および溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2021210114A1 (ja)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0288754A (ja) * 1988-09-27 1990-03-28 Nippon Steel Corp 耐蝕性にすぐれた溶融アルミメッキ鋼板
JP2003034854A (ja) * 2001-06-25 2003-02-07 Nippon Steel Corp 高温プレス成形性に優れた溶融アルミめっき鋼板
JP2005264188A (ja) * 2004-03-16 2005-09-29 Nippon Steel Corp 曲げ加工性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき鋼材及びその製造方法
JP2007284718A (ja) * 2006-04-13 2007-11-01 Jfe Galvanizing & Coating Co Ltd 耐食性および加工性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき鋼板及びその製造方法
WO2010082678A1 (ja) * 2009-01-16 2010-07-22 新日本製鐵株式会社 耐食性に優れる溶融Zn-Al-Mg-Si-Cr合金めっき鋼材
JP2012041610A (ja) * 2010-08-20 2012-03-01 Jfe Steel Corp 熱間プレス用鋼板、その製造方法およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0288754A (ja) * 1988-09-27 1990-03-28 Nippon Steel Corp 耐蝕性にすぐれた溶融アルミメッキ鋼板
JP2003034854A (ja) * 2001-06-25 2003-02-07 Nippon Steel Corp 高温プレス成形性に優れた溶融アルミめっき鋼板
JP2005264188A (ja) * 2004-03-16 2005-09-29 Nippon Steel Corp 曲げ加工性に優れる溶融Ｚｎ−Ａｌ系合金めっき鋼材及びその製造方法
JP2007284718A (ja) * 2006-04-13 2007-11-01 Jfe Galvanizing & Coating Co Ltd 耐食性および加工性に優れた溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき鋼板及びその製造方法
WO2010082678A1 (ja) * 2009-01-16 2010-07-22 新日本製鐵株式会社 耐食性に優れる溶融Zn-Al-Mg-Si-Cr合金めっき鋼材
JP2012041610A (ja) * 2010-08-20 2012-03-01 Jfe Steel Corp 熱間プレス用鋼板、その製造方法およびそれを用いた熱間プレス部材の製造方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI425116B (zh) Corrosion resistance of the molten Zn-Al-Mg-Si-Cr alloy plating steel
JP6025867B2 (ja) メッキ表面品質及びメッキ密着性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法
JP5760150B2 (ja) めっき密着性に優れた高マンガン鋼及びこれから溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法
KR102384674B1 (ko) 내식성, 내골링성, 가공성 및 표면 품질이 우수한 도금 강판 및 이의 제조방법
CN111527231A (zh) 耐蚀性和表面平滑性优异的锌合金镀覆钢材及其制造方法
JP5430022B2 (ja) Ａｌ系めっき鋼材及びその製造方法
WO2014119268A1 (ja) 溶融Al－Zn系めっき鋼板とその製造方法
CN114717502A (zh) 设置有提供牺牲阴极保护的含镧涂层的钢板
WO2014189063A1 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2014155944A1 (ja) 溶融Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板及びその製造方法
WO2014119263A1 (ja) 溶融Al－Zn系めっき鋼板とその製造方法
CN115867693B (zh) 镀覆钢材
JP4264373B2 (ja) めっき欠陥の少ない溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法
WO2012165644A1 (ja) 耐食性と加工性に優れた溶融Zn-Al系合金めっき鋼板およびその製造方法
WO2021210114A1 (ja) 溶融Ａｌ系めっき鋼板および溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法
JP7393551B2 (ja) 加工性及び耐食性に優れたアルミニウム系合金めっき鋼板及びこの製造方法
CN114182188A (zh) 一种热浸镀锌铝镁镀层钢板及其制备方法
JP2020084223A (ja) 溶融Ａｌ系めっき鋼板および溶融Ａｌ系めっき鋼板の製造方法
JP7499849B2 (ja) 溶融Ａｌ－Ｚｎ系めっき鋼板及びその製造方法
TWI787119B (zh) 熔融Al-Zn系鍍覆鋼板及其製造方法
TW202142713A (zh) 熔融Al系鍍覆鋼板及熔融Al系鍍覆鋼板的製造方法
JP7230448B2 (ja) 溶融Ａｌ系めっき鋼板
CN117280070B (zh) 热浸镀钢材
WO2005056863A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
KR102491029B1 (ko) 내식성 및 백색도가 우수한 도금 강판 및 이의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20930856

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 20930856

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: JP